JPH049253A - 銅合金の製造方法 - Google Patents
銅合金の製造方法Info
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- JPH049253A JPH049253A JP2108641A JP10864190A JPH049253A JP H049253 A JPH049253 A JP H049253A JP 2108641 A JP2108641 A JP 2108641A JP 10864190 A JP10864190 A JP 10864190A JP H049253 A JPH049253 A JP H049253A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
し産業上の利用分野]
本発明は銅合金の製造方法に関し、更に詳細には集積回
路のリードフレーム材やコネクタ、リレー等の電子機器
用銅合金に適したCu−Ni−P−9i合金やCu−N
i−P−Si−Zn合金を急冷凝固法により製造する方
法に関するものである。
路のリードフレーム材やコネクタ、リレー等の電子機器
用銅合金に適したCu−Ni−P−9i合金やCu−N
i−P−Si−Zn合金を急冷凝固法により製造する方
法に関するものである。
[従来の技術]
電子機器用銅合金の鋳塊を製造する方法として、従来は
水平連続鋳造装置による連続鋳造が一般的に行われてい
る。第2図は例えば特開昭5839639号公報に示さ
れている従来の水平連続鋳造装置の断面図である。第2
図において、(1)は例えば高周波等の電力による溶解
炉(図示せず)によって溶かされた金属の溶湯、(2)
は溶湯を、一定の温度に維持し且つ量を確保しておくた
めの保持炉である。(3)は保持炉(2)の下端部に固
設した黒鉛鋳型、(4)は黒鉛鋳型を包囲するように設
けた水冷ジャケット、(5)は溶湯(1)が冷却され固
体となった鋳塊(6〉を引出すための牽引ロールである
。
水平連続鋳造装置による連続鋳造が一般的に行われてい
る。第2図は例えば特開昭5839639号公報に示さ
れている従来の水平連続鋳造装置の断面図である。第2
図において、(1)は例えば高周波等の電力による溶解
炉(図示せず)によって溶かされた金属の溶湯、(2)
は溶湯を、一定の温度に維持し且つ量を確保しておくた
めの保持炉である。(3)は保持炉(2)の下端部に固
設した黒鉛鋳型、(4)は黒鉛鋳型を包囲するように設
けた水冷ジャケット、(5)は溶湯(1)が冷却され固
体となった鋳塊(6〉を引出すための牽引ロールである
。
上記のように構成されている鋳造装置において、保持炉
(2)に溜められた溶湯(1)は黒鉛鋳型(3)に注湯
され、水冷ジャケット(3)内部の水路を流れる冷却水
による冷却作用を受けて凝固し、鋳型(3)より鋳塊と
なって出てくる。この時、鋳塊(6)は牽引ロール(5
)により連続または間欠的に引き出され、連続的に長い
鋳塊(6)が鋳造される。その後、圧延加工と熱処理を
繰り返し、所定のサイズの薄板材に仕上げるものである
。
(2)に溜められた溶湯(1)は黒鉛鋳型(3)に注湯
され、水冷ジャケット(3)内部の水路を流れる冷却水
による冷却作用を受けて凝固し、鋳型(3)より鋳塊と
なって出てくる。この時、鋳塊(6)は牽引ロール(5
)により連続または間欠的に引き出され、連続的に長い
鋳塊(6)が鋳造される。その後、圧延加工と熱処理を
繰り返し、所定のサイズの薄板材に仕上げるものである
。
[発明が解決しようとする課題]
前記の鋳造方法により、金属間化合物をマトリックス中
に分散析出させて強化するタイプの合金の溶湯を鋳造し
た場合には、冷却速度が10”C/秒以下と比較的遅い
ために、凝固過程で形成される金属間化合物の大きさが
粗大で、不揃いとなり、また、マトリックス中に不均一
に分散した状態の鋳塊となる。このような状態にある鋳
塊は以降の熱処理と圧延加工を経て最終の薄板製品に仕
上げても、金属間化合物の大きさ及び分散状態はほとん
ど鋳塊時と変わらないために、優れた強度並びに良好な
導電性は得られるものの、成形加工性に間しては著しく
劣り、特に、厳しい成形加工性が要求されるコネクタ分
野へ適用できないという問題点がある。
に分散析出させて強化するタイプの合金の溶湯を鋳造し
た場合には、冷却速度が10”C/秒以下と比較的遅い
ために、凝固過程で形成される金属間化合物の大きさが
粗大で、不揃いとなり、また、マトリックス中に不均一
に分散した状態の鋳塊となる。このような状態にある鋳
塊は以降の熱処理と圧延加工を経て最終の薄板製品に仕
上げても、金属間化合物の大きさ及び分散状態はほとん
ど鋳塊時と変わらないために、優れた強度並びに良好な
導電性は得られるものの、成形加工性に間しては著しく
劣り、特に、厳しい成形加工性が要求されるコネクタ分
野へ適用できないという問題点がある。
また、粗大な金属間化合物の存在は不均一なエツチング
、メツキのフクレや剥離、更にペアボンデング(メツキ
なしの銅系リードフレーム材と半導体チップをAu、A
nまたはCu線で結線すること)での接合不良が発、生
じ5信頼性の低下の原因になる可能性がある。
、メツキのフクレや剥離、更にペアボンデング(メツキ
なしの銅系リードフレーム材と半導体チップをAu、A
nまたはCu線で結線すること)での接合不良が発、生
じ5信頼性の低下の原因になる可能性がある。
本発明はこのような従来の問題点を解決するなめになさ
れたものであり、鋳造過程において凝固時に形成する金
属間化合物を微細に且つ均一にマトリックス中に分散さ
せた鋳塊を作製することにより、成形加工性が良好で、
信頼性の高いCuNi−P−8i合金及びCu−Ni−
P−8i−Zn合金を得ることができる製造方法を確立
することを目的とするものである。
れたものであり、鋳造過程において凝固時に形成する金
属間化合物を微細に且つ均一にマトリックス中に分散さ
せた鋳塊を作製することにより、成形加工性が良好で、
信頼性の高いCuNi−P−8i合金及びCu−Ni−
P−8i−Zn合金を得ることができる製造方法を確立
することを目的とするものである。
[課題を解決するための手段]
本発明に係る銅合金の製造方法は、重量%にて、1.0
〜8%のNi、0.1〜0.8%のP、0.06〜1.
0%のSiを含有し、残部がCu及び不可避の不純物か
らなる溶湯金属または1.0〜8%のNi、0.1〜0
.8%のP、0.06〜1.0%のSi、0.03〜0
.5%のZnを含有し、残部がCu及び不可避の不純物
からなる溶湯金属を102°C/秒以上105℃/秒未
満の冷却速度で急冷凝固させ、引続き常温まで連続的に
冷却することによりNi−P、Ni−5iの金属間化合
物をマトリックス中に微細に且つ均一に分散させるもの
である。
〜8%のNi、0.1〜0.8%のP、0.06〜1.
0%のSiを含有し、残部がCu及び不可避の不純物か
らなる溶湯金属または1.0〜8%のNi、0.1〜0
.8%のP、0.06〜1.0%のSi、0.03〜0
.5%のZnを含有し、残部がCu及び不可避の不純物
からなる溶湯金属を102°C/秒以上105℃/秒未
満の冷却速度で急冷凝固させ、引続き常温まで連続的に
冷却することによりNi−P、Ni−5iの金属間化合
物をマトリックス中に微細に且つ均一に分散させるもの
である。
本発明の銅合金の製造方法において、冷却速度を102
℃/秒以上105℃/秒未満の範囲内に設定した理由は
、種々の実験を行った結果、102℃/秒未満の冷却速
度ではNi−P、Ni−5iの金属間化合物の微細化効
果が少なく、マトリックスに均一に分散した状態が得ら
れないことによる。
℃/秒以上105℃/秒未満の範囲内に設定した理由は
、種々の実験を行った結果、102℃/秒未満の冷却速
度ではNi−P、Ni−5iの金属間化合物の微細化効
果が少なく、マトリックスに均一に分散した状態が得ら
れないことによる。
一方、10”C/秒以下の冷却速度では鋳塊板厚が極端
に薄くなり過ぎて実用に供しにくくなるためである。
に薄くなり過ぎて実用に供しにくくなるためである。
また、本発明の電子機器用銅合金を構成する合金成分の
添加理由とその組成範囲の限定理由について説明する。
添加理由とその組成範囲の限定理由について説明する。
Ni、P及びSiは、これらの元素がNi5P2やNi
2Si等の金属間化合物を効率良く生成し、強度の向上
と導電率の低下の少ない範囲とする。
2Si等の金属間化合物を効率良く生成し、強度の向上
と導電率の低下の少ない範囲とする。
Niの下限は1.0%である。これ未満では金属間化合
物が少なく、強度の向上が少ないためであり、8%を超
えると強度水準の向上が配合量が増えてもそれに伴う効
果が少なく、また、加工性が劣化すると共に導電率の低
下とハンダメツキ耐熱性が劣化する傾向にあるためであ
る。NiとP及びNとSiの金属間化合物を効果的に生
成させるためには、重量比的にNiとPが約5:1.N
iとSiが約4:1にあるときに強度、導電率の水準が
最も優れており、これは金属間化合物のNi5PzやN
i2Siにほぼ相当している。従って、P、Siの量は
この重量比より範囲を定めた。
物が少なく、強度の向上が少ないためであり、8%を超
えると強度水準の向上が配合量が増えてもそれに伴う効
果が少なく、また、加工性が劣化すると共に導電率の低
下とハンダメツキ耐熱性が劣化する傾向にあるためであ
る。NiとP及びNとSiの金属間化合物を効果的に生
成させるためには、重量比的にNiとPが約5:1.N
iとSiが約4:1にあるときに強度、導電率の水準が
最も優れており、これは金属間化合物のNi5PzやN
i2Siにほぼ相当している。従って、P、Siの量は
この重量比より範囲を定めた。
また、Znを添加する場合には、Znがハンダ付けある
いは、ハンダメツキ後の高温環境下におけるハンダ層の
剥離等の信頼性低下を抑える効果が認められ、その最少
必要量の0.03%を下限とし、上限については応力腐
食性の点で0.5%とした。
いは、ハンダメツキ後の高温環境下におけるハンダ層の
剥離等の信頼性低下を抑える効果が認められ、その最少
必要量の0.03%を下限とし、上限については応力腐
食性の点で0.5%とした。
[作 用]
本発明におけるCu−Ni−P−Si合金及びCu−N
i−P−Si−Zn合金の鋳造時において溶湯金属を1
02℃/秒以上105℃/秒未満の範囲内の冷却速度で
急冷凝固させ、引続き常温まで連続的に冷却し、Ni−
p、Ni−Siの金属間化合物を微細に、且つマトリッ
クス中に均一に分散させることにより、成形加工性が著
しく改善されると共にメツキ耐熱性等の信頼性が向上す
る。
i−P−Si−Zn合金の鋳造時において溶湯金属を1
02℃/秒以上105℃/秒未満の範囲内の冷却速度で
急冷凝固させ、引続き常温まで連続的に冷却し、Ni−
p、Ni−Siの金属間化合物を微細に、且つマトリッ
クス中に均一に分散させることにより、成形加工性が著
しく改善されると共にメツキ耐熱性等の信頼性が向上す
る。
[実 施 例]
以下に、本発明の銅合金を製造するために使用した装置
について説明する。
について説明する。
第1図は本発明を実施するための双ロール式金属急冷鋳
造装宜の概念図である。第1図において、(7)は溶解
炉(図示せず)より溶かされた金属の溶湯(1)を注ぎ
込むための取鍋、(8)は溶湯(1)を溜めておくため
のタンデイツシュ、(9)はタンデイツシュ(8)から
流出する溶湯(1)を所定の場所へ導く樋で、溶湯(1
)が凝固しないように保温手段が施されている。 (1
0)は上下間に可変可能な間隙を有し゛ζ配置され、水
冷されている冷却ロールで、ロール回転スピードも任意
に調整できるようになっている。(11)は溶湯(1)
が上記の冷却ロール(10)を通過することができる鋳
塊で、本発明の目的とする薄板鋳塊である。(12)は
ガイドで5上記薄板鋳塊を巻取るための巻取り機(13
)に導くものである。
造装宜の概念図である。第1図において、(7)は溶解
炉(図示せず)より溶かされた金属の溶湯(1)を注ぎ
込むための取鍋、(8)は溶湯(1)を溜めておくため
のタンデイツシュ、(9)はタンデイツシュ(8)から
流出する溶湯(1)を所定の場所へ導く樋で、溶湯(1
)が凝固しないように保温手段が施されている。 (1
0)は上下間に可変可能な間隙を有し゛ζ配置され、水
冷されている冷却ロールで、ロール回転スピードも任意
に調整できるようになっている。(11)は溶湯(1)
が上記の冷却ロール(10)を通過することができる鋳
塊で、本発明の目的とする薄板鋳塊である。(12)は
ガイドで5上記薄板鋳塊を巻取るための巻取り機(13
)に導くものである。
以上の構成からなる金属急冷鋳造装置において溶湯(1
)はタンデイツシュ(8)から樋(9)を経て冷却ロー
ル(10)の間隙部に供給され、冷却ロール〈10)の
間で瞬時に凝固され薄板鋳塊(11)となる。
)はタンデイツシュ(8)から樋(9)を経て冷却ロー
ル(10)の間隙部に供給され、冷却ロール〈10)の
間で瞬時に凝固され薄板鋳塊(11)となる。
得られた薄板鋳塊(11)はガイド(12)を滑り、巻
取り機(13)に送られ連続的に巻き取られる。
取り機(13)に送られ連続的に巻き取られる。
本発明の効果を確認するため、第1表の組成で試料N0
92.4.6〜8を調整して溶湯金属を造り、これをロ
ール径が400mm、ロール幅が100111111で
、内部水冷が可能な銅製双ロールからなる実験設備を用
いて急冷凝固させながら連続的に薄板鋳塊を製造した。
92.4.6〜8を調整して溶湯金属を造り、これをロ
ール径が400mm、ロール幅が100111111で
、内部水冷が可能な銅製双ロールからなる実験設備を用
いて急冷凝固させながら連続的に薄板鋳塊を製造した。
製造条件としては、■冷却ロールの回転数を50rpm
(ロール周速は約60m/分)、■ロールへの注湯温度
をいずれも各合金の融点より約50℃高めとし、■ロー
ルギャップは1.○lに設定した。得られた鋳塊は厚さ
が2,0mmで幅は100mmである。
(ロール周速は約60m/分)、■ロールへの注湯温度
をいずれも各合金の融点より約50℃高めとし、■ロー
ルギャップは1.○lに設定した。得られた鋳塊は厚さ
が2,0mmで幅は100mmである。
この鋳塊は従来の連続鋳造法やバッチ式鋳造の場合より
早い所定範囲内の冷却速度で溶湯金属を連続的に全冷凝
固させて造られているために、Ni−P、Ni−Siの
金属間化合物は微細で且つマトリックス中に均一に分散
した状懸となる。
早い所定範囲内の冷却速度で溶湯金属を連続的に全冷凝
固させて造られているために、Ni−P、Ni−Siの
金属間化合物は微細で且つマトリックス中に均一に分散
した状懸となる。
これらの鋳塊を均質化焼きなましせずに一気に80%の
加工率で板厚0.4m−まで冷間加工し、800℃での
溶体化処理に続いて450℃の2時間時効処理後、約3
7%の冷間加工率にて0.25mm板厚に仕上げて諸特
性測定用の試料とした。
加工率で板厚0.4m−まで冷間加工し、800℃での
溶体化処理に続いて450℃の2時間時効処理後、約3
7%の冷間加工率にて0.25mm板厚に仕上げて諸特
性測定用の試料とした。
第1表は上記各試料の測定結果を比較例と共に示したも
のである。これらの結果より、本発明によるものは冷却
速度が遅い従来の水平連続鋳造方式により製造したもの
に比べて引張強さと電気伝導度は若干の向上であるもの
の、成形性については著しく改善されていることが明白
である。
のである。これらの結果より、本発明によるものは冷却
速度が遅い従来の水平連続鋳造方式により製造したもの
に比べて引張強さと電気伝導度は若干の向上であるもの
の、成形性については著しく改善されていることが明白
である。
成形性はJIS B7778に定められている■ブロッ
ク法により90度V曲げを行い、割れが生じることなく
曲げ成形が可能な限界曲げ半径Rを求め、それを試料の
板厚tで割った<R/l)の値をもって評価しており、
(R/l)値が小さいほど成形性が優れることになる。
ク法により90度V曲げを行い、割れが生じることなく
曲げ成形が可能な限界曲げ半径Rを求め、それを試料の
板厚tで割った<R/l)の値をもって評価しており、
(R/l)値が小さいほど成形性が優れることになる。
例えば組成的に近似する試料No、1と2、試料No、
3と4及び試f4 N 。
3と4及び試f4 N 。
5と6の比較において、いずれも本発明法によるものの
方が従来法のものより<R,/l)値が小さく、圧延方
向に平行では従来法の約1/3に、垂直についても約1
/4とかなり減少している。
方が従来法のものより<R,/l)値が小さく、圧延方
向に平行では従来法の約1/3に、垂直についても約1
/4とかなり減少している。
ハンダ耐熱性は、合金中のNi、P、Siの含有量が多
くなるにつれて悪化する傾向にあり、これはNi−P、
Ni−Siの金属間化合物の分散析出量の増大並びにそ
の大きさと分散状態等によるものである。本発明法によ
るものでは、これらの金属間化合物が微細で、且つ均一
に分散するため、例えば組成的にほぼ同一の試料N o
、6 (本発明例)と試料No、5(比較例)の比較
では本発明法によるものの方がハンダ剥離時間が約10
%長く、ハンダ耐熱信頼性が優れている。試料No、7
は更にハンダ耐熱性の向上を目的として少量のZnを添
加したもので、Znを含有しない前記本発明法による試
料No、6に比べてハンダ剥離時間で更に約50%延長
している。また、Zn量が0.82%の試料No、8に
おいては、応力腐食感受性が大きくなるため、上限につ
いては自ずとIII限され、追加実験の結果、0,5%
を超えると劣化の大きいことが認められた。なお、ハン
ダ耐熱性は試料を溶融した90%Pb−10%Snハン
ダ浴中に浸漬してハンダメツキし、続いて150℃で加
熱保持後にハンダメツキ部を密着−げを行って剥離等が
生ずるまでの時間を測定することにより評価した。一方
、応力腐食感受性はCES(通信t!1械工業会規格)
に定められているCES−A法に準じて12.5体積%
のアンモニラ水溶液をデシゲータ底部に入れ、その雰囲
気ガス中において試料に30 kl?f/ vIm2の
曲げ応力を与え、破断するまでの時間を測定することに
より評価した。
くなるにつれて悪化する傾向にあり、これはNi−P、
Ni−Siの金属間化合物の分散析出量の増大並びにそ
の大きさと分散状態等によるものである。本発明法によ
るものでは、これらの金属間化合物が微細で、且つ均一
に分散するため、例えば組成的にほぼ同一の試料N o
、6 (本発明例)と試料No、5(比較例)の比較
では本発明法によるものの方がハンダ剥離時間が約10
%長く、ハンダ耐熱信頼性が優れている。試料No、7
は更にハンダ耐熱性の向上を目的として少量のZnを添
加したもので、Znを含有しない前記本発明法による試
料No、6に比べてハンダ剥離時間で更に約50%延長
している。また、Zn量が0.82%の試料No、8に
おいては、応力腐食感受性が大きくなるため、上限につ
いては自ずとIII限され、追加実験の結果、0,5%
を超えると劣化の大きいことが認められた。なお、ハン
ダ耐熱性は試料を溶融した90%Pb−10%Snハン
ダ浴中に浸漬してハンダメツキし、続いて150℃で加
熱保持後にハンダメツキ部を密着−げを行って剥離等が
生ずるまでの時間を測定することにより評価した。一方
、応力腐食感受性はCES(通信t!1械工業会規格)
に定められているCES−A法に準じて12.5体積%
のアンモニラ水溶液をデシゲータ底部に入れ、その雰囲
気ガス中において試料に30 kl?f/ vIm2の
曲げ応力を与え、破断するまでの時間を測定することに
より評価した。
[発明の効果]
本発明法によれば、Cu−NlPSi合金またはCu−
Ni−P−Si−Zn合金を、一定の冷却速度で急冷凝
固させ、引続き常温まで連続的に冷却させて製造するた
めに、Ni−P、Ni−Siの金属間化合物がマトリッ
クス中に微細に且つ均一に分散し、成形性が著しく良好
で、しかもハンダ耐熱性面等からも信頼性の高い電子機
器用銅合金を得ることができるという効果がある。
Ni−P−Si−Zn合金を、一定の冷却速度で急冷凝
固させ、引続き常温まで連続的に冷却させて製造するた
めに、Ni−P、Ni−Siの金属間化合物がマトリッ
クス中に微細に且つ均一に分散し、成形性が著しく良好
で、しかもハンダ耐熱性面等からも信頼性の高い電子機
器用銅合金を得ることができるという効果がある。
なお、本発明ではマトリックス中にNi−P、Ni−5
iの金属間化合物を分散させる合金系についてのみ扱っ
ているが、Ti−Ni、 Ti−Fe、Mg−P、Cu
−Zrなどの金属間化合物を分散させる合金系について
も適用可能であることは言うまでもない。
iの金属間化合物を分散させる合金系についてのみ扱っ
ているが、Ti−Ni、 Ti−Fe、Mg−P、Cu
−Zrなどの金属間化合物を分散させる合金系について
も適用可能であることは言うまでもない。
第1図は本発明方法を実施するための装置を示す双ロー
ル式金属急冷鋳造装置の概念図であり、第2図は従来の
水平連続鋳造装置の断面図である。 図中、1・・・溶湯、7・・・取鍋、8・・・タンデイ
ツシュ、9・・・樋、10・・・冷却ロール、11・・
・薄板鋳塊、12.ガイド、13・・・巻取り機。 なお、各図中同一符号は同一または相当部分を示す。
ル式金属急冷鋳造装置の概念図であり、第2図は従来の
水平連続鋳造装置の断面図である。 図中、1・・・溶湯、7・・・取鍋、8・・・タンデイ
ツシュ、9・・・樋、10・・・冷却ロール、11・・
・薄板鋳塊、12.ガイド、13・・・巻取り機。 なお、各図中同一符号は同一または相当部分を示す。
Claims (1)
- 1、重量%にて、1.0〜8%のNi、0.1〜0.8
%のP、0.06〜1.0%のSiを含有し、残部がC
u及び不可避の不純物からなる溶湯金属または・1.0
〜8%のNi、0.1〜0.8%のP、0.06〜1.
0%のSi、0.03〜0.5%のZnを含有し、残部
がCu及び不可避の不純物からなる溶湯金属を、10^
2℃/秒以上10^5℃/秒未満の冷却速度で急冷凝固
させ、引続き常温まで連続的に冷却することによりNi
−P、Ni−Siの金属間化合物をマトリックス中に微
細に且つ均一に分散させたことを特徴とする銅合金の製
造方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2108641A JPH049253A (ja) | 1990-04-26 | 1990-04-26 | 銅合金の製造方法 |
US07/642,353 US5064611A (en) | 1990-04-26 | 1991-01-17 | Process for producing copper alloy |
DE4101912A DE4101912A1 (de) | 1990-04-26 | 1991-01-23 | Verfahren zur herstellung einer kupferlegierung |
KR1019910005398A KR910018565A (ko) | 1990-04-26 | 1991-04-03 | 동합금의 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2108641A JPH049253A (ja) | 1990-04-26 | 1990-04-26 | 銅合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH049253A true JPH049253A (ja) | 1992-01-14 |
Family
ID=14489948
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2108641A Pending JPH049253A (ja) | 1990-04-26 | 1990-04-26 | 銅合金の製造方法 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5064611A (ja) |
JP (1) | JPH049253A (ja) |
KR (1) | KR910018565A (ja) |
DE (1) | DE4101912A1 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100751479B1 (ko) * | 2005-08-19 | 2007-08-23 | 주식회사 바낙스 | 낚싯대 및 그 제조방법 |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE4126079C2 (de) * | 1991-08-07 | 1995-10-12 | Wieland Werke Ag | Bandgießverfahren für ausscheidungsbildende und/oder spannungsempfindliche und/oder seigerungsanfällige Kupferlegierungen |
DE102016008757B4 (de) | 2016-07-18 | 2020-06-10 | Wieland-Werke Ag | Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung |
DE102016008745B4 (de) | 2016-07-18 | 2019-09-12 | Wieland-Werke Ag | Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung |
DE102016008758B4 (de) * | 2016-07-18 | 2020-06-25 | Wieland-Werke Ag | Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung |
CN107855481B (zh) * | 2017-11-22 | 2020-11-24 | 龙岩市鸿航金属科技有限公司 | 一种抗脱锌无铅低硅引铸砷黄铜锭的生产方法 |
CN107876715B (zh) * | 2017-11-22 | 2020-11-20 | 龙岩市鸿航金属科技有限公司 | 一种抗脱锌无铅引铸黄铜锭的生产方法 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4209570A (en) * | 1978-10-02 | 1980-06-24 | Allied Chemical Corporation | Homogeneous brazing foils of copper based metallic glasses |
JPS5818981A (ja) * | 1981-07-27 | 1983-02-03 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 半導体装置の製造方法 |
JPS58104148A (ja) * | 1981-12-14 | 1983-06-21 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 半導体機器のリ−ド材用銅合金 |
JPH07113142B2 (ja) * | 1987-02-10 | 1995-12-06 | 三菱電機株式会社 | りん青銅薄板の製造方法 |
-
1990
- 1990-04-26 JP JP2108641A patent/JPH049253A/ja active Pending
-
1991
- 1991-01-17 US US07/642,353 patent/US5064611A/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-01-23 DE DE4101912A patent/DE4101912A1/de not_active Ceased
- 1991-04-03 KR KR1019910005398A patent/KR910018565A/ko not_active Application Discontinuation
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100751479B1 (ko) * | 2005-08-19 | 2007-08-23 | 주식회사 바낙스 | 낚싯대 및 그 제조방법 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
KR910018565A (ko) | 1991-11-30 |
US5064611A (en) | 1991-11-12 |
DE4101912A1 (de) | 1991-10-31 |
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